图1 分子结构和液晶形成过程
Fig.1 Molecular structure and liquid crystal formation process
摘要 随着绝缘栅双极型晶体管（IGBT）在工业应用上向高电压、大功率方向发展，对其散热、耐热、绝缘等性能提出了更高的要求，亟须研制高性能的绝缘灌封材料。该文提出利用联苯型环氧单体与联苯胺固化剂双液晶分子构筑液晶畴，着重调控材料热学及电气性能。系列论文（一）研究了其相关热性能，研究表明通过利用液晶联苯胺固化剂与联苯液晶环氧构建具有π-π堆砌液晶畴及高交联密度网络结构的固化物，其玻璃化转变温度Tg可达247℃，与传统双酚A型环氧的Tg相比提高了76.4%；热导率提升至0.351 W/(m·K)，相对于双酚A型环氧提高了64.0%。此外，通过分子动力学模拟对交联聚合物的自由体积、Tg、热导率等微观参数及宏观性能进行了机理分析。
关键词：绝缘灌封材料 联苯液晶环氧 联苯液晶固化剂 热导率 耐热性能
随着新能源发电技术、电动汽车、智能电网和轨道交通等领域的快速发展，功率器件的应用得到了极大的关注。未来功率器件和模块将向高压化、大功率化、高功率密度化方向发展[1-2]，因此，提高功率器件运行的安全性和可靠性已成为相关技术领域的重点研究方向[3]。绝缘栅双极型晶体管（Insulated Gate Bipolar Transistor, IGBT）在20世纪80年代作为双极功率晶体管优越的替代品被开发出来，在过去30年里一直在控制电力电子设备方面发挥着主导作用，成为能源转换和传输的核心器件[4-5]。但随着大功率IGBT应用领域越来越广泛，一方面，其应用环境温度升高，如目前硅基IGBT和碳化硅IGBT的最高结温分别为150℃和175～200℃，而未来高性能功率器件的最高结温将大于200℃，在此极端高温环境下易导致灌封材料的绝缘失效[6]；另一方面，高电压大功率使得器件产生的热量也不断增加，材料内部的热应力易导致材料出现开裂现象；此外，在应用过程中还时常出现过电压、电场分布不均等情况[7-8]，导致发生局部放电和电击穿等。击穿故障、高温过热、材料开裂等问题致使IGBT成为脆弱且极易绝缘失效的组件之一[9-12]，因此亟须开发出高热导率、高耐热、高绝缘的强韧灌封材料。
环氧树脂凭借其优异的力学、介电、粘接、尺寸稳定、低固化收缩率和热膨胀系数等特性，广泛应用于电气装备绝缘灌封领域[13-16]。然而，其低热导率（0.2 W/(m·K)）、弱耐热性能使其在碳化硅、氮化镓及未来高压大功率IGBT灌封领域的应用受到了限制。相比于环氧树脂，有机硅凝胶具备突出的耐热性能，已成为新一代IGBT设备商用绝缘灌封材料的更优选择，但其仍存在热导率低（小于0.2 W/ (m·K)）、热膨胀系数偏大、粘接性较差（易于芯片三结合点处产生分离界面进而发生局部放电），且需要环氧材料的额外机械支撑等问题，因此国内外研究学者围绕提升环氧的热导率和耐热性能开展研究，致力于获得高性能环氧灌封材料。在提升环氧热导率方面，通过向环氧基体填充大量高热导率填料是目前获得高导热环氧材料的常用方法[17-20]，但高含量填料易引起灌封材料黏度增大、缺陷增多、电场畸变等问题，致使热导率的提升往往以牺牲其绝缘性能为代价[21-23]。在提高环氧耐热性能方面，研究学者提出了提升材料交联密度、引入刚性结构及耐热基团等方法。例如，国内研究学者合成了一种酚醛改性环氧树脂，表现出234℃的高玻璃化转变温度（Tg）[24]。对于商业应用的耐高温环氧灌封胶仍处于国外垄断状态，如Emerson & Cuming公司研制的EC104环氧胶能在200℃高温条件下长期工作，且能承受250℃的短期高温；再如三菱化学公司研发出兼具高耐热和低黏度的新型环氧树脂，Tg可达200℃。可以看出，目前研制的耐高温环氧可满足高压大功率IGBT设备对耐热方面的需求，但其仍难以兼顾热导率偏低、绝缘性能劣化的问题。
为了获得功率器件灌封用高性能聚合物，通过分子链结构设计来构建多尺度有序结构是解决材料导热、绝缘和耐热相互掣肘的关键。液晶环氧得益于致晶基元π-π作用自组装，构筑液晶或介晶态超分子有序结构使其具有高的本征热导率，且引入刚性结构可使其耐热性能在理论上获得提升。同时，液晶环氧在交联固化前为低黏度液体，对于电气装备灌封工艺的适用性强，已成为液晶聚合物中广泛研究的体系之一。例如，M. Harada等合成了一种具有四官能团亚甲基芳香胺的新型液晶环氧，通过引入液晶畴和支链结构提高了环氧树脂的有序性和交联度，表现出了出色的热导率（0.38 W/ (m·K)），Tg接近200℃[25]。国内学者Yang Xutong等合成了一种联苯基元侧链液晶环氧，借助侧链间联苯基团的相互作用使固化产物在室温至160℃下呈现向列液晶特性，沿热流轴向热导率为0.33 W/(m·K)，还表现出了良好的力学性能和损伤后自愈性能[26]。综上可知，与传统双酚A型环氧相比，液晶环氧展现出了更高的热导率和更好的耐热性能，但对于未来高性能功率器件的严苛高温环境（大于200℃）而言，其耐热性能仍需进一步提升。目前的液晶环氧研究主要集中于面向微电子领域的散热性能提升，液晶环氧的液晶有序结构对其耐热特性和电气性能影响的研究尚处于初级阶段。
针对上述研究中存在的问题，本文研究液晶环氧、液晶环氧/双酚A型环氧共混等材料内部的液晶畴结构及交联网络对材料的热导率、耐热性能和电气性能的影响规律；同时首次提出利用液晶型联苯胺刚性固化剂提高材料刚性结构及液晶畴比例，进一步提升材料的热导率和玻璃化转变温度；并且采用分子动力学仿真模拟与实验相结合揭示了材料导热及耐热性能的提升机制，并着重研究了材料的电气性能，由于篇幅有限，电气性能相关研究内容与结果在系列论文（二）中进行探讨。本研究可为电气装备灌封用高性能环氧树脂的研制提供参考。
材料的分子结构和液晶形成过程如图1所示，固化样品制备信息见表1。3,3’,5,5’-四甲基联苯双酚二缩水甘油醚（TMBP）由本实验室自主合成[27]。纯度98%的3,3’,5,5’-四甲基联苯胺（TMB）、纯度98%的二氨基二苯基甲烷（DDM）、纯度99%的四氢呋喃溶剂、纯度98%的正丁基缩水甘油醚（BGE）、双酚A型环氧树脂（BAE）均购自麦克林生化科技公司（中国上海）。液体端羧基丁腈橡胶（LNBR），分析纯，购自瑞恩橡塑科技有限公司（中国衡水）。
图1 分子结构和液晶形成过程
Fig.1 Molecular structure and liquid crystal formation process
表1 实验样品制备信息
Tab.1 Information of samples prepared for experiment
样品TMBP/phrBAE/phr固化剂LNBR/phr固化条件 名称含量/phr DDM-1—100DDM25—140℃/6 h DDM-233.366.7DDM26—140℃/6 h DDM-35050DDM26.5—140℃/6 h
（续）
样品TMBP/phrBAE/phr固化剂LNBR/phr固化条件 名称含量/phr DDM-466.733.3DDM27—140℃/6 h DDM-5100—DDM28—140℃/6 h TMB-1—100TMB2515140℃/6 h TMB-233.366.7TMB31.715140℃/6 h TMB-35050TMB3215140℃/6 h TMB-466.733.3TMB32.315140℃/6 h TMB-5100—TMB3315140℃/6 h TMB-1+—100TMB2515140℃/4 h+180℃/4 h+200℃/2 h TMB-2+33.366.7TMB31.715140℃/4 h+180℃/4 h+200℃/2 h TMB-3+5050TMB3215140℃/4 h+180℃/4 h+200℃/2 h TMB-4+66.733.3TMB32.315140℃/4 h+180℃/4 h+200℃/2 h TMB-5+100—TMB3315140℃/4 h+180℃/4 h+200℃/2 h
注：phr代表每100 g环氧树脂中对应材料的质量（g）；+表示更高的固化程度。体系中联苯基团含量越多，样品序号越大。
将TMBP环氧单体溶解于BGE中，制备了未固化的样本，升温至60℃去除溶剂，真空干燥6 h，对其进行偏光显微镜（Polarizing Optical Microscope, POM）观测。为研究固化树脂性能，使用DDM固化剂和TMB固化剂分别固化BAE树脂、TMBP树脂和混合树脂。关于固化温度的选择，首先控制TMBP和TMB配比进行共混，熔融于四氢呋喃溶剂，80℃下真空蒸发溶剂12 h，对共混物进行差示扫描量热（Differential Scanning Calorimetry, DSC）测试，结果如图2所示，可知共混物熔点为134℃。因此，为防止高温破坏液晶畴，且保证共混物全部熔融，固化首段温度选择高于134℃的140℃。混合树脂为将TMBP和BAE树脂按质量比1:1、1:2、2:1的比例分别混合，固化条件为140℃下固化6 h。为提高环氧交联度，还设计了TMB固化剂作用下的多级固化样本，先140℃固化4 h，然后180℃固化4 h，再200℃固化2 h，升温至180℃和200℃的目的是保证反应能够完全进行。本文中使用TMB固化时，若样品未特殊说明，均添加了15 phr的LNBR保证正常固化成膜。
图2 TMBP和TMB共混物的DSC测试结果
Fig.2 DSC test result of TMBP and TMB blends
使用可移动加热台的偏光显微镜（MP-41和X-4A，明美光电技术有限公司，中国）观察TMBP和样品膜的形貌结构。用同步热分析仪（TGA/DSC3+ IST16，Mettler Toled）测试样品的玻璃化转变温度Tg和热分解温度Td。环氧树脂膜样品的热导率λ通过热扩散系数α、比定压热容cp和密度ρ的乘积来计算。α和cp由激光闪光分析仪（LFA 467，NETZSCH，德国）测定。模拟仿真均由Materials Studio 2020（acceleys，USA）完成。
POM是表征晶相和液晶相的有力工具。首先对TMBP单体熔融后在常温下进行POM观测，然后进行升降温过程中的POM观测，观测图像如图3所示。由图3a可知，TMBP在常温POM观测中表现出致密的晶状结构，同时伴随着辉光出现。进行升温观测，在常温至105℃温度区间中晶体无明显变化，升至105℃时晶体开始消失，与DSC吸热峰温度一致，升至110℃时晶体完全消失，继续升温无晶体生成，如图3b所示。降至常温观测，从视野中重新生长出晶体结构，如图3c所示，证明TMBP为晶体型环氧单体[28]。
图3 POM观测图像
Fig.3 POM observation images
对DDM固化膜和TMB固化膜进行POM观测。DDM-1属于无规共聚物，BAE的柔性链无法进行刚性结构堆砌，在POM下无晶体形貌或液晶形貌的出现，如图3d所示。DDM-3的固化效果如图3e所示，随着TMBP含量即联苯刚性结构含量的增加，各向同性到液晶相的相变开始出现，表现形式为向列相液晶，刚性结构导致的液晶畴以一种类似填料的方式均匀分布在无规聚合物之间。如图3f所示，DDM-5实验组出现致密的棒状液晶相，液晶畴密度达到最大。TMB+固化物体系中也出现了类似的规律，生成的液晶畴为近晶相液晶。已有研究表明，不同固化剂的调控会导致不同液晶相形貌的出现，固化反应差异性是由不同芳香族二胺固化剂的反应活性不同引起的[29]。TMB-1+固化膜中出现了极少的液晶相，如图3g所示，原因为柔性的BAE聚合物中引入了TMB其中的刚性联苯结构，形成了π-π堆砌的形貌。图3h为TMB-3+的固化效果，可见液晶密度随着TMBP含量的增加而增加。TMB-5+实验组的液晶相最为致密，如图3i所示。
值得注意的是，在近晶相液晶畴最致密的TMB-5+固化膜中出现了由近晶相到向列相的相变，相变发生原因如图4所示，是由于固化膜的不同区域分子间相互作用和固化反应时的链构象各向异性，导致介晶基元不同区域内表现出了不同的排列方式[30]。制备试样过程中的温度梯度、联苯浓度差异、机械应力和液体流动等因素都会对分子链构象产生影响。
本文用DSC研究热固性树脂的耐热性能。化学结构和交联密度通常是影响热固性环氧树脂热力学性能的主要因素。在结构上提升高聚物耐热性能一般有三种方法：增加高分子链刚性、使高聚物结晶和进行交联。本文研究的双致晶基元致使的液晶环氧结合了这三种方法对耐热性能进行较为显著的提升。
Tg对材料使用的温度范围影响较大。当温度趋近于Tg时，环氧树脂类热固性材料的主要性能，如力学性能、介电性能均会发生较大的变化。高分子交联网络的Tg主要取决于高分子链段的热运动能力，而这种运动能力受到交联网络密度和柔性链段的影响[31]。部分试样的Tg测试结果和仿真结果分别如图5和图6所示。图中，1Å=1×10-10 m。结果显示，TMB固化体系的Tg明显高于DDM固化体系，TMB-5的Tg为210℃，TMB-3+的Tg为162℃，而TMB-5+的Tg可达到247℃，相比DDM-1的Tg（140℃）提升了76.4%。由图6可知，使用Materials Studio（MS）模拟手段得到高交联度的TMB交联TMBP模型（未添加LNBR）的Tg为(310±20)℃，TMB交联1:1混合树脂模型（未添加LNBR）的Tg为(193±20)℃。图7a为部分温度下的分子动力学时间-温度仿真图，图7b为部分温度下的分子动力学时间-能量仿真图，图中，1 kcal=4.148 kJ。可见在100 ps模拟后温度和能量均收敛，体系已处于平衡状态，证明该模拟可行有效[32-33]。本文进行模拟时仅使用TMB交联环氧树脂，而在实验中添加15 phr的LNBR以达到正常成膜的目的。LNBR的Tg与其中的丙烯腈含量有关，丙烯腈含量越高，耐寒性越差，本实验中使用的LNBR的Tg为-54℃。由于LNBR自身Tg较低，在材料中以微球析出的形式存在，并且LNBR分子柔性链的构象使材料内部自由体积增大，链段更易运动。由于本文仿真中没有考虑引入LNBR的影响，所以实验体系的Tg比仿真结果偏低，如图8所示，但两者总体变化规律一致。
图4 液晶相变的原因
Fig.4 Reasons for phase transition
图5 部分试样的Tg测试结果
Fig.5 Tg test results of some samples
图6 部分试样的Tg仿真结果
Fig.6. Tg simulation results of some samples
图7 分子动力学模拟
Fig.7 Molecular dynamics simulation
图8 TMB-3+和TMB-5+样品Tg对比
Fig 8 Comparison of Tg of sample TMB-3+ and TMB-5+
TMB-5和TMB-5+样品Tg的升高得益于高聚物中刚性联苯结构和液晶畴的影响，当主链上引入苯基、联苯基、共轭双键等刚性基团时，分子链的刚性会增大，Tg随之升高。DDM-1实验组中主链含有大量饱和的碳碳单键，分子间相互作用弱，所需要克服的内旋转位垒低，分子链柔性较大，Tg较低；TMB-5和TMB-5+样品主链上联苯刚性结构极多，所需要克服的内旋转位垒增大，Tg增大。进行前线轨道模拟可知，TMB分子的轨道能量差ΔETMB（2.73 eV）小于DDM分子的轨道能量差ΔEDDM（2.97 eV），即TMB分子反应活性更大，TMB分子相对DDM更容易与环氧树脂分子发生交联反应。对于聚合物而言，未反应的固化剂或环氧树脂小分子物质会使体系Tg降低，所以推断TMB固化体系中未参与反应的小分子更少。而且该体系的交联度大于DDM固化体系，TMB体系较高的交联密度也是其Tg升高的原因之一。此外还考虑交联产物中存在大量羟基极性基团，分子链羟基极性基团之间有强烈的相互作用，分子间作用力强，Tg较高。对自由体积进行仿真可知[34]，TMBP-TMB的自由体积参数（17.3%）小于BAE-DDM的自由体积参数（22.1%），自由体积越小，分子链段更难以运动。
本文同时模拟计算了TMB交联1։1混合树脂体系和TMB交联TMBP体系中分子链段的均方位移（Mean Square Displacement, MSD），如图9所示。均方位移越大，说明模型的分子链段运动能力越强，即材料的热稳定性越差[35]。每个体系下各选择了两个片段进行模拟。模拟结果显示，TMB交联1։1混合树脂片段的MSD均大于TMB交联TMBP的片段，与实验中的Tg变化规律相符合。
图9 MSD仿真结果
Fig.9 Simulation results of MSD
用热重分析法（Thermogravimetric Analysis, TGA）研究TMB+体系中部分实验组的分解温度，结果如图10所示，可见Td5%（失重5%时的分解温度）均高于270℃。LNBR的添加会对Td5%产生负面作用，TMB-5+的Td5%为284.2℃，不添加LNBR时Td5%可提升为343.0℃。但无论是否添加LNBR，实验组都具有优秀的耐高温性能，完全可以适应大部分功率电力电子器件的工作环境温度。
图10 部分样品的TGA测试结果
Fig.10 TGA results of some samples
热导率的计算式为
（1）
其中，通过激光导热仪确定常温下的ρ，并通过阿基米德原理密度计测量；α、cp用DSC测定。
样品热导率统计图如图11所示。在本文研究中，TMB体系的热导率最高可达0.325 W/(m·K)，是DDM-1实验组的1.52倍，如图11a和图11b所示；TMB-5+实验组的热导率最高，可达0.343 W/(m·K)，如图11c所示。
图11 样品热导率统计图
Fig.11 Statistical diagram of thermal conductivity
非晶和液晶聚合物不同的导热机理造成两者存在明显的热导率差异，两者的导热机理如图12所示。对于非晶聚合物，聚合链中存在大量缺陷和随机取向结构，因此振动波通过一条曲折的途径传播，随机的振动和弯曲会严重影响声子传输，造成声子散射，而结晶聚合物的高度有序取向结构成为了声子的有效传导路径，如图12a所示。为阐明晶体聚合物的热传导机理，可以将牛顿摆作为一个类比，它可以看作材料的晶体相，初始动能球能够在一端激发起另一端的球进行运动，将动能从一侧转移到另一侧，不存在额外的不规律振动，就像声子在晶体中快速传导而不存在散射一样[36]。高取向分子结构形成的液晶畴就是通过这种方式抑制了声子散射，从而增加晶格振动（声子）的热能传递效率，显著提高热导率，如图12b所示。TMB体系联苯结构更多，即刚性结构密度更高，固化体系分子取向性更强，交联网络结构更加有序，这是TMB体系热导率普遍高于DDM体系的原因。根据本文研究，随着TMBP含量的增高，同体系实验组中的热导率基本呈现升高的趋势。根据分子动力学模拟，TMB交联TMBP体系模拟获得的自由体积参数更小，分子链在体系内更难以旋转运动，进而导致声子不易散射，这也是热导率升高的原因之一。
图12 非晶和液晶聚合物的导热机理
Fig.12 Thermal conduction mechanism of amorphous polymers and liquid crystalline polymers
TMB和TMB+体系添加了LNBR，由于液体橡胶与环氧树脂基之间的化学键合作用弱，LNBR加入后形成的橡胶颗粒与环氧基体之间存在界面，这些大量存在的界面会阻碍声子传导。且现有研究表明，随着LNBR含量的增大，热导率和热扩散系数的降低幅度增大[37]。所以可以合理推断，若不添加LNBR，TMB固化体系的热导率将比本文所测得的热导率更高。经实验证明，未添加LNBR时，TMBP-TMB实验组热导率为0.351 W/(m·K)，如图11c所示。
本文使用分子动力学方法对热导率进行仿真，对TMB固化TMBP交联体系采用反扰动非平衡动力学（Reverse Non-Equilibrium Molecular Dynamics, RNEMD）方法进行热导率的模拟计算，需要对建立的交联模型分成N（N=40）份后分别做计算然后求和。首先对建立的环氧树脂体系模型在z方向进行纵向扩展，扩胞至1×1×3，从模型两端施加热流
，通过交换原子的速度矢量来实现热流的构造。高温区域的粒子与低温区域的粒子进行动能的交换，能量向中间传递，直至达到平衡稳定。热导率仿真原理示意图如图13所示。
图13 热导率仿真原理示意图
Fig.13 Schematic diagram of thermal conductivity simulation
图14所示为TMB-5+的热导率仿真结果，可知其热导率为0.323 W/(m·K)。在模拟过程中仅涉及交联过程，未有液晶畴导热机理的参与，因此实验值略大于理论值。此结果证明提高联苯结构含量有利于提高材料体系的导热性能。
图14 TMB-5+的热导率仿真结果
Fig.14 Thermal conductivity simulation result of TMB-5+
除此之外，针对4个实验组进行了变温导热研究，结果如图15所示。在30～200℃之间取5个温度点进行导热采样。在升温的初期阶段，即升温至50℃区间过程中，热导率略有增加，这是由于温度升高加速了分子热振动，从而提高了热导率，但由于空间位阻和体系内分子灵活性等因素，热振动加速的影响有限，所以随着温度继续升高，所有样品的热导率均呈现下降趋势，材料内部的分子和原子在低温下的无规则运动速度缓慢；当温度升高后，内部分子或原子运动加剧，热量交换效率高，导热速度快，但由于材料此时本身的温度已经很高，再把它放到更高温度的环境中，高温物体的自身升温比例很小，因此热导率有所降低。
图15 部分试样的升温热导率
Fig.15 Thermal conductivity of some samples at elevated temperature
新型高性能环氧树脂的研制及应用为绝缘材料领域散热性能和绝缘性能的协同提升提供了新思路。本文调节了刚性联苯基元的含量和固化条件，制备出高性能液晶环氧树脂，系列论文（一）详细地分析了液晶环氧内部液晶有序结构对导热性能的影响。本研究结果表明，得益于TMBP中刚性联苯致晶基元近乎平面的结构，液晶环氧较BAE表现出更为优异的导热和耐热性能。本文得到结论如下：
1）对交联模型进行分子动力学模拟，刚性联苯结构的引入可有效地降低体系的自由体积，高含量联苯结构的交联模型中在理论上表现出了极高的Tg（(310±20)℃），并在理论上具有更高的热导率。
2）对固化膜微观结构进行表征，研究结果表明联苯结构的含量直接决定了液晶畴的含量，并在TMB-5+实验组中出现了因局部分子间相互作用方式不同而导致液晶相变的情况。
3）刚性结构堆砌形成的液晶畴在高温下表现出优异的热稳定，表现为极高的Tg（TMB-5+，247℃）和Td5%（未添加LNBR的TMBP-TMB，343℃），尤其在Tg的表现上，较传统DDM-1提高了76.4%。同时在常温导热性能上也有优异的表现（未添加LNBR的TMBP-TMB的热导率为0.351 W/(m·K)），较传统的DDM-1提高了64.0%。
本文为系列论文的第一部分，第二部分将详细探讨高压大功率IGBT用液晶环氧的电气绝缘特性。
致谢：本文中部分实验数据的测量记录是在西安建筑科技大学分析测试中心何志仙女士、宋芳女士等工作人员的大力支持下完成的，在此向她们表示衷心的感谢。
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Abstract With the increasingly widespread application of high-voltage and large-power insulated gate bipolar transistors (IGBT) and the increasingly complex application environment, stricter requirements have been put forward for its insulation packaging materials. The thermal conductivity and electrical insulation properties of traditional epoxy resins and silicone materials currently used in IGBT are difficult to meet the requirements of future power devices, and there is an urgent need to develop a new type of encapsulation material with high thermal conductivity, outstanding thermal resistance and electrical insulation properties. This study attempts to simultaneously enhance the electrical insulating and thermal properties of materials by constructing ordered self-assembly liquid crystalline domains in epoxy materials. The influence of liquid crystalline domains on material properties was studied by blending liquid crystalline epoxy with traditional epoxy. A biphenyl epoxy and liquid crystalline curing agent were innovatively proposed to prepare a novel highly ordered liquid crystalline epoxy (named TMB-5+) based on dual crystalline units. Because of the length limitation of research article in this journal, our work referring to electrical insulating and thermal properties will be reported via two papers. The current first paper mainly investigates the related heat resistance and thermal conductivity properties of the prepared liquid crystalline epoxy.
The ordered structures formed by the π-π stacking of biphenyl liquid crystalline units result in a typical spherical liquid crystalline morphology in the epoxy film. As the content of biphenyl epoxy increases, the quantity of liquid crystalline domains also increases. The highly ordered liquid crystalline domains and numerous rigid structures inside the material can theoretically achieve a synergistic improvement in thermal conductivity and heat resistance. Firstly, the heat resistance of liquid crystalline epoxy films was studied. The study found that the TMB-5+ sample exhibited a ultrahigh glass transition temperature (Tg), reaching 247℃, which was 76.4% higher than that of traditional epoxy. By molecular dynamics simulation, the theoretical Tg of the novel liquid crystalline epoxy can reach (310±20)℃, and high Tg allows the material to maintain stable physical and chemical properties at high temperatures. Based on the mean square displacement (MSD) simulation, it was found that the motion ability of molecular chain segments in the liquid crystalline epoxy cross-linking model is relatively weaker, indicating stronger thermal stability of the material. Secondly, thermal conductivity of the liquid crystalline epoxy film was studied, and the new epoxy with dual liquid crystalline units showed an improved thermal conductivity of 0.351 W/(m·K), which was 64.0% bigger than taht of traditional bisphenol A epoxy resin. At the same time, the liquid crystalline epoxy showed an improved thermal conductivity at high temperatures. The highly ordered orientation structure in liquid crystalline polymers becomes an effective pathway for phonon conduction, where phonon scattering hardly occurs. In addition, the thermal conductivity of the liquid crystalline epoxy crosslinking model was simulated using the resistance to disturbance non-equilibrium molecular dynamics (RNEMD) method, and the simulated values were consistent with the experimental results.
Keywords：Insulating potting material, biphenyl liquid crystalline epoxy, biphenyl liquid crystalline curing agent, thermal conductivity, thermal resistant performance
中图分类号：TM211
DOI: 10.19595/j.cnki.1000-6753.tces.232017
国家自然科学基金青年项目（52307028）、电力设备电气绝缘国家重点实验室开放课题（EIPE22210）、陕西省自然科学基金青年项目（2022JQ-300）、陕西省产学研协同创新计划项目（2023YFBT-45-02）和陕西省教育厅服务地方专项产业化培育重点项目（23JC042）资助。
收稿日期 2023-12-04
改稿日期 2024-01-03
王争东 男，1988年生，副教授，硕士生导师，研究方向为新型电工材料合成与储能技术等。
E-mail：wangzhengdong@xauat.edu.cn（通信作者）
曹晓龙 男，2000年生，硕士研究生，研究方向为功率器件用新型环氧材料。
E-mail：caoxiaolong@xauat.edu.cn
（编辑 李 冰）